CC BY
171
УДК 539.04.15
СОВРЕМЕННАЯ КАРТИНА СТАДИЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
© Н.А. Конева, Э.В. Козлов
Koneva N.A.. Kozlov E.V. iModern view on plastic deformation stages. The paper reviews the modem knowledge of work hardening stages. At present it is well-established that there arc five stages on dependencies of stress (o) - strain (e). These stages arc distinguished of a value of work hardening coefficient 0 = ilcslifc. There are the presentations about VI stage also. In this paper the role of substructure transformations on a nature of stages are discussed. Factors complicating of a stage picture are anyli/.cd. Effect of grain sizes in this phenomena is determined.
1. ВВЕДЕНИЕ. СУЩЕСТВО ПРОБЛЕМЫ
Различные процессы пластической деформации (растяжение, сжатие, прокатка, экструзия, ползучесть, разрушение), как правило, характеризуются четко выделенными стадиями процесса. Наиболее изученными из видов активной деформации являются одноосные растяжение и сжатие. Эти виды деформации хорошо исследованы на моно- и поликристаллах с различным размером зерен и типом кристаллической решетки. Опубликовано много зависимостей напряжения а от степени однородной деформации е, а =У(е), в истинных координатах. Сформирована система взглядов на стадии деформации при растяжении и сжатии. Обнаружены и идентифицированы до пяти стадий при однородной деформации и стадии локализованной деформации.
В статье дан обзор современных представлений о стадийности деформационного упрочнения. Обращается внимание на роль субструктурных превращений при формировании картины стадийности пластической деформации. Специально описаны изменения механизмов деформации, которые приводят к появлению новых стадий упрочнения. Одновременно обсуждаются особенности исходного строения материалов, приводящие к изменению картины стадийности. В настоящее время обсуждение всех этих проблем особенно актуально. Дело в том, что в научной литературе подробно исследуется проблема стадии V и даже стадии VI. В учебниках и лекционных курсах до сих пор излагается устаревшая трехстадийная картина деформации.
2. ОСНОВНЫЕ СТАДИИ ДЕФОРМАЦИИ
В I ЦК МЕ ТАЛЛАХ И ТВЕРДЫХ РАСТВОРАХ
Впервые наличие стадийности кривых течения было обнаружено в работах Г. Закса и И. Виргса [I]. В последующие семь десятилетий проблема стадийности интенсивно исследовалась (история вопроса описана нами в [2]). К 1990 г. была надежно установлена четырехстадийная картина упрочнения для моно- и поликристаллов ГЦК металлов при развитии в них множественного скольжения [2], рис. 1. Такая зависимость а = /(е) характерна для монокристаллов, близкой к
(001 ] ориентации, и поликристаллов в широком интервале размеров зерен. На рис. 1 представлены переходная стадия, стадия II линейного упрочнения с высоким значением 0 = c/a/dz, стадия III параболического упрочнения н продолжительная стадия IV с линейным упрочнением, как н стадия II, но с низким значением 0. В случае монокристаллов, ориентированных в центре стереографического треугольника, переходной стадии предшествует стадия легкого скольжения - стадия I [3]. В последнее время интенсивно исследуется поведение ГЦК материалов на стадии V. Здесь существуют несколько точек зрения. Наиболее реалистичная из них заключается в том, что на этой стадии деформирующее напряжение выходит на насыщение (см. обзор [4]). На рис. 1 стадия V представлена пункт иром.
К сожалению, отечественные учебники по механическим свойствам металлов, как уже указывалось выше, до сих пор приводят трехстадийную зависимость а = У(б). Между тем уже в 1998 г. на 8-ой Международной конференции по прочности металлов и сплавов (ICSMA-8, Finland, Tampere) было посвящено отдельное заседание физическим процессам, протекающим на стадии IV (см., например, |5]). Стадия IV является наиболее продолжительной стадией на зависимости а = у(е). Без идентификации она была установлена в середине XIX века. Многочисленные примеры можно
Рис. I. Схематическое изображение кривой течения ГЦК материала: а - напряжение течения. 0 - коэффициент деформационного упрочнения, в - истинная деформация. Пунктирные линии отделяют стадии деформации: переходную (л) и стадии II. III, IV н V
найти в [6]. Дело в том, что основные процессы механической обработки металлов осуществляются именно на стадии IV. Поэтому исследования механизмов деформации и эволюции структуры на этой стадии являются весьма важными.
3. СТАДИЙНОСТЬ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В ОЦК МЕТАЛЛАХ И СПЛАВАХ
Этот вопрос хорошо изучен в 90-х годах прошлого века. В общем случае кривые течения поликристаллов Ге и различных сталей выявляют стадии упрочнения III и IV. Эта проблема рассмотрена в наших работах для мартенситных и бейнитных сталей [7-9] и в работах немецкой школы В. Даля [10-14] для ферритных. фер-рито-перлитных и перлитных сталей. При анализе стадийности авторы этих работ использовали, как и для ГЦК металлов, зависимость 0 = .Де) или 0 =Да). При таком подходе стадии III и IV хорошо выделяются. Авторам из украинской школы, которые предположили, что зависимость о = /(е) аппроксимируется набором парабол [14-16]. не удалось идентифицировать эти стадии деформации.
В сталях со сложным дефектным строением, кроме ферритных, стадия II обычно не фиксируется. Схематически вид зависимости о = Дв) при одноосном растяжении приведен на рис. 2. Помимо стадий III и IV здесь выделена площадка текучести £цг (первая область локализации деформации). За ней следует область однородной деформации еОЛ1, = Ещ + Е|\». После достижения а» (условное напряжение разрушения) наступает вторая стадия (шейка) локализованной деформации. которая на рис. 2 представлена в двух измерениях, е> , и еис, , соответственно условная и истинная локализованные деформации. 11а рис. 2 также указаны условное (Оу.р) и истинное (а,, ,,ст) напряжения разрушения. Для определения истинных значений о и е на стадии локализации деформации необходимо тщательно измерять параметры шейки, в частности, локальные сужение и удлинение, как. например, это выполнено в [9]. На рис. 2 представлены также предел текучести От, область квазиупругой деформации е, и полная пластическая деформация е1к.,. Таким образом, па рис. 2 схематически объединены стадии однородной и локализованной деформаций. Переход от стадии
Рис. 2. Схематическое изображение зависимости о = Де) для ферритной стали при одноосном растяжении. Пояснения см. в тексте
однородной деформации к локализованной начинается с момента выполнения условий Бэкофена - Консидера [17]:
0 = а. (I)
4. ЭВОЛЮЦИЯ СУБСТРУКТУРЫ И СМЕНА МЕХАНИЗМА ДЕФОРМАЦИИ - ОСНОВА ФИЗИКИ СТАДИЙНОСТИ
Природа смены стадий при активной пластической деформации обсуждалась в ряде работ. В них авторы подчеркивают различные аспекты этого явления [18]. В их числе: I) изменение характера скольжения (от плоского к пространственному) и соответственно размера зоны сдвига; 2) изменение числа действующих систем скольжения; 3) переход от простого накопления дислокаций к перестройке дислокационной структуры и возрастание доли аннигилирующих дислокаций; 4) включение поворотных мод деформации, предполагающих развитие непрерывных и дискретных разори-ентировок; 5) субструктурные превращения, смену одной субструктуры другой и связанные с этим различные механизмы торможения дислокаций. При анализе зависимости о = flc) необходимо учитывать все вышеперечисленные аспекты. В то же время наиболее полным является пятый подход, фактически включающий все предыдущие. В большинстве работ, посвященных природе стадийности, развивается именно это направление [2, 19-21].
На рис. 3 схематически изображена последовательность превращений дислокационных субструктур и соответствующие им стадии пластической деформации [22-24]. Картина, представленная на этом рисунке, относится исключительно к однофазным материалам и к деформации, которая осуществляется полными дислокациями. Двойникование и мартенситное превращение находятся за пределами этой схемы. Установлено существование двух последовательностей субструк-турных превращений: низкоэнергетнческой (LEDS) и высокоэнергетической (HEDS) [2, 22-24]. Первая последовательность реализуется в чистых металлах, разбавленных твердых растворах и хорошо упорядоченных сплавах с высокой энергией дефекта упаковки (ЭДУ) и низким твердорастворным упрочнением Вторая последовательность реализуется в концентрированных твердых растворах, в материалах с пониженной энергией дефекта упаковки и достаточно высоким значением у. Переходная стадия и стадия II имеют место при неразориентированных субструктурах. Стадии III—IV реализуются при формировании разорнен-тированных субструктур. При этом LEDS-последо-вательности присущи в основном дискретные разори-ентировки (деформационные субграницы). HEDS-последовательность формируется благодаря сосуществованию непрерывных и дискретных разориентировок. На стадиях IV и V наряду с дислокационными механизмами формирования субструктур решающую роль начинают играть дисклинационные. Чаше всего это диполи частичных дисклинаций и дисклинационные петли [23, 24|.
Количественные сведения о скорости накопления дефектов на различных стадиях представлены на рис. 4 [25]. На стадии II достигает максимума скорость накопления скалярной плотности дислокаций. Основным
механизмом генерации дислокаций на стадии II в поликристаллах является генерация с границ зерен (с микроуступов на них), а в монокристаллах генерация со свободной поверхности.
С переходом к стадии III начинается интенсивное поперечное скольжение [3], генерация дислокаций в объеме материала и интенсивная аннигиляция дислокаций. Вследствие этого на стадии III достигает максимума скорость накопления избыточной плотности дислокаций </р. ик\. Уже на стадии III начинают накапливаться частичные дисклинацин, находящиеся на концах оборванных деформационных субграниц. Этот процесс достигает своего максимума на стадии IV. Плотность самих субграниц интенсивно накапливается на протяжении всей стадии IV.
Другими важными факторами формирования стадийности является изменение механизма деформации. Наряду со скольжением полных решеточных дислокаций в ГЦК материалах может иметь место двойникова-ние. проскальзывание по границам зерен (ГЗ), деформационные мартенснтные превращения типа у -> а и у —» ё. Примеры многостадийных кривых при включении новых механизмов деформации представлены на рис. 5. На рис. 5а появление новой стадии II (переход от стадии И| к стадии 1Ь) на поликристаллах ГЦК стали 110ПЗ обусловлено включением механизма двой-никования. На рис. 56 в ГЦК стали Ре-М-Сг последовательно включаются несколько новых механизмов деформации из числа указанных выше. Каждое такое включение означает появление новой стадии.
Тг ______________________________________________
- ІДУ
Рис. 3. Ннзкоэнсргетическая (1.1Л)8) и высокоэнергетическая (І НІЖ) последовательное™ еубструктурных превращений, наблюдаемые в процессе активной деформации ГЦК материалов при умеренных ісмнературах (схема): ДСС - дислокационные субетруктуры, ДДСС - дислокацнонно-дисклина-ционные субструктуры
Рис. 4. Зависимость коэффициента деформационного упрочнения 0(1), скоростей накопления скалярной </р/</к (2) и избыточной </р./</к (3) плотности дислокаций и накопления оборванных субграниц </Шс (4) от степени истинной деформации (е„С1) упорядоченного сплава N1 Ге. Пунктиром указаны сталии деформации [25)
СТЕПЕНЬ ДЕФОРМАЦИИ, %
Рис. 5. Стадии деформации при смене механизма деформации в ГЦК сталях: а - сталь ІІ0Г13. Наблюдаются две стадии II: Пі и II:, со скачкообразным изменением 0: б сталь Нс-ІМі Сг. деформация при разных температурах (цифры около кривых). При смене стадий указаны новые появляющиеся механизмы деформации. В остальных случаях возникновение новых стадий упрочнения связано с субструктурнымн превращениями. Результаты получены совместно с II.Л. Поповой (рис. 5а) [26) и Л.В. Пауль (рис. 56)
5. ФАКТОРЫ. ОСЛОЖНЯЮЩИЕ КАРТИИУ СТАДИЙНОСТИ ДЕФОРМАЦИИ
Стадийность зависимости а = .Де) была идентифицирована на основании механических испытаний. Для надежного определения стадий нужен квалифицированный эксперимент - хорошая испытательная машина, тщательно изготовленные образцы, многократное воспроизведение результатов эксперимента. Наряду с этим необходимо учитывать факторы, видоизменяющие картину стадий или осложняющие их идентификацию.
Число стадий деформации, их продолжительность и другие параметры могут измениться при:
1) изменении температуры испытания;
2) изменении ориентации монокристаллов;
3) при переходе от монокристаллнческого материала к поликристаллическому.
Начало новой стадии обусловлено появлением новой субструктуры и максимальным присутствием в объеме материала предшествующей субструктуры в соответствии с [2]. Эта закономерность может быть осложнена (I) ноликрис галлическим состоянием материала. Новая субструктура, как правило, возникает в местах с повышенной плотностью дислокаций. Может случиться, что критическая плотность дислокаций [2, 19] в объеме зерна еще не достигнута, но достигнута в приграничной зоне. Там начинает формироваться новая субструктура, и переход от одной стадии к другой размывается. При разных размерах зерен эти эффекты проявляются различным путем и рассмотрены в следующем разделе.
Следующим фактором, связанным с поликристаллом, является (2) пазнозепнистость. Если в объеме материалов есть группы мелких и крупных зерен, стадийность будет суммой стадийности этих групп зерен, то есть поведение материала подобно композиционному. Такой же эффект будет иметь место, если в материале присутствуют четко выраженные (3) две текстурные компоненты 127]. В такой ситуации каждая группа выражает свою стадийность, и общая картина размывается.
Еще одним фактором осложнения стадийности является исходная структура материала, субструктурно-нли дисперсноупрочненного (мартенсит или бейнит в сталях, дисперсные частицы, карбиды, перлит и т. п.). В этом случае продолжительность стадии III сокращается, стадия II отсутствует вообще. Основная деформация развивается на стадиях IV и V. Если в ходе деформации происходит растворение или образование вторичных фаз, картина стадийности также может быть смазана.
6. ВЛИЯНИЕ РАЗМЕРА ЗЕРНА НА КАРТИНУ СТАДИЙНОСТИ
Обзорные данные по этому вопросу систематизированы в табл. I. С измельчением размера зерен возможности деформационного упрочнения сначала возрастают, и на кривых течения присутствуют хорошо развитые стадии II - V. Однако размер зереи сI = I мкм является критическим. При дальнейшем уменьшении (I высокое исходное упрочнение уменьшает возможности
Таблица I
Влияние размера зерна на стадийность активной пластической деформации
№ п/п Тип поликри- сталла Средний размер зерен ,1 Характерные стадии пластической деформации
1 Крупно- зерни- стый поликри- сталл 0,1... 10 мм Зависимость а =_/(е) имеет промежуточный характер между моно- и полнкри-сталлическими зависимостями. Роль ГЗ незначительна. Переходная стадия может характеризоваться пониженным значением 0
2 Обычный поликри- сталл 10... 100 мкм Типичная 5-стадийная зависимость а = /(е). Стадии II, III, IV, и V хорошо выражены
3 Мелко- зерни- стый поликри- сталл 1... 10 мкм Картина близка к тому, что наблюдается в поликристаллах с обычными зернами. Однако стадийность несколько размыта из-за действия в каждом зерне нескольких систем скольжения
4 Микро- кристал- лы 0,1... 1 мкм Подавление стадии II, присутствуют стадии III, IV, и V. Стадия IV очень короткая
5 Субмик- рокри- сталлы 10... 100 нм Подавление стадии IV. Присутствуют стадии III и V
6 Нанокри- сталлы 3... 10 нм Подавление стадии III, в основном присутствует стадия V
7 Несовершенные кристаллы и аморфное состояние Зерна отсутствуют В основном присутствует стадия V
дальнейшего деформационного упрочнения, и отдельные стадии подавляются. При очень мелких размерах зерен изменяются механизмы деформации, и на кривых течения присутствует в основном стадия без упрочнения -стадия V.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Основные характеристики стадийности пластической деформации при одноосном растяжении и сжатии к настоящему моменту установлены. Показано, что как в моно-, так и в поликристаллах картины во многом идентичны. Природа стадии I. переходной, II, III и IV стадий идентифицирована для случая скольжения совершенными дислокациями на основе субструктурных превращений. Проблемы стадии V уточняются, обсуж-
дается существование стадии VI. Изменение параметров структуры материала, таких как размер зерен, закономерным образом влияет на картину стадийности. В статье выделен ряд факторов, изменяющих число стадии и приводящих к изменению новых. Главные из них - смена механизмов деформации, то есть переход от скольжения обычными дислокациями к двонникова-нию и деформационному мартенситу и диффузионным механизмам.
ЛИТЕРАТУРА
1. Sachs (/.. H'eerts I. Die Vcrfesiigungskurven. Kupfcr, Silber. Ciold // Z. Phys. 1030. V. 62. P. 473-481.
2. Конева НА.. Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения / Под ред. В.Е. Панина. Новосибирск: Наука. Сибирское отделение, 1900. С. 123-186.
3. 'leesep А Механизм скольжения и упрочнения в кубических гра-нсцснтрированных и гексагональных плотноунакованных металлах // Дислокации и механические свойства кристаллов. М.: МИЛ. I960. С. 179*289.
4. Nes Е Modelling of work hardening and stress saturation in FCC metals// Progr. in Mater. Sci. 1998. V. 41. P. 129-193.
5. Koneva N.A.. Lvcliagin D Г.. Teptyakova LA.. Kozlov E. VParameters of dislocation structures and factors determining How stress at stages III and IV // Strength of metals and alloys. Proceed, of IC’SMA-8. Oxford: Pergamon press. 1998. P. 385-390.
6. Белл Дж.Ф Экспериментальные основы механики деформируемых твердых тел. Ч II. Конечные деформации. М.: Наука. 1984. 431 с.
7. Козлов ) В, Попова НА. Григорьева Н А. и 0р Стадии пластической деформации, эволюция субструктуры и картина скольжения в сплавах с дисперсным упрочнением // Изв. вузов. Физика. 1991. № 3. С. 112-128.
8. Козлов ) В . Игнатенко Л.Н.. Попова Н А.. Теплякова Л.А. Эволюция субструктуры и стадийность пластической деформации поликристаллов стали с отпущенным мартенситом // Изв. вузов. Черная металлургия. 1994. № 8. С. 35-39.
9. Колов Э.В.. Плевков А Н.. Юрьев А.Б.. Громов В.Е Кривые течения. механизмы разрушения и размерный эффект малоуглеродистых низколегированных сталей с квазнкомпозитной структурой // Изв. вузов. Физика. 2002. ЛЯ* 3. С. 49-60.
10. Fang Х.Г.. Dahl И Strain hardening of steels at large strain deformation. Part I: Relationship between strain hardening and microstructures of b.c.c. steels// Mater. Sci. and ling. 1995. V. Л203. P. 14-25.
11. Fang X.F.. Gusek C.O.. Dahl IK Strain hardening of steels at large strain deformation. Part II: Strain hardening of pcarlitic and austcnitic steels and the estimation of mechanical properties II Mater. Sci. and ling. 1995. V. Л203. P. 26-35.
12. Fang X.F.. Dahl W. Strain hardening of steels at large strain deformation. Part III: Model description and physical interpretation // Mater. Sci. and Eng. 1995. V. Л203. P. 36-45.
13. Lan )'.. Khaar H.J.. Dahl W. Evolution of dislocation structures and deformation behavior of iron at different temperatures: Part I. Strain hardening curves and cellular structure // Metal. Trans. 1992. V. 23Л. P. 537-544.
14. Lan Y.. Khaar H.J.. Dahl W. Evolution of dislocation structures and deformation behavior of iron at different temperatures: Pan II. Dislocation density and theoretical analysis // Metal. Trans. 1992. V. 23Л. P. 545-548.
15. Трефилов B.H.. Моисеев В Ф . Иечковскии Э.П. и др. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллнческих металлов. Киев: Наукова думка. 1989. 256 с.
16. Фщктов С.А., Печковский Э.П. Стадийность деформационною упрочнения поликристаллов // Вопросы материаловедения. 2002. № I (29). С. 70-86.
17. Еэко<1)ен В. Процессы деформации. М.: Металлургия, 1977. 288 с.
18. Малыгин Г.А Процессы самоорганизации дислокаций и пластичность кристаллов // УФ!I. 1999. № 9. С. 979-1010.
19. Конева НА.. Конов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации II Изв. вузов. Физика. 1990. № 2. С. 89-106.
20. Конева ПА. Природа стадий пластической деформации // Соро-совскнй образовательный журнал. 1998. № 10. С. 99-105.
21. Конева НА. Дислокационные структуры в металлах и сплавах // Энциклопедия. Современное естествознание. Физика конденсированных сред. М.: Магистр - Пресс. 2000. С. 36-43.
22. Конева ПА.. Козлов Э.П Упорядочение в дислокационной структуре. Фазовые переходы // Изв. АН. Сер. физическая. 2002. Т. 66. № 6. С. 824-829.
23. Колов Э.В.. Спшрснченко В.А.. Конева ПА. Эволюция дислокаци-
онной субструктуры н термодинамика пластической деформации металлических материалов// Металлы. 1993. 5. С. 152-161.
24. Koneva N.A., Kozlov E.V., Trishkina L.I., Pekarskaya E.E. Thermodynamics of substructure transformations under plastic deformation of metals and alloys // Mater. Sci. and Eng.A. 1997. V. A234-236. P. 614-616.
25. Kozlov E.V., Koneva N.A.. Lvcliagin D.V.. Trishkina L.l. Role of internal stress fields at various stages of strain hardening // 1Ъе Physics of Metals and Metallography. 2000. V. 90. Suppl. P. 559-567.
26. Попова НА.. Лапскер Н А. О роли двойников деформации и отжига в формировании механических свойств ГЦК сплавов // Пластическая деформация сплавов. Томск: ТГУ. 1986. С. 240-248.
27. Теплякова Л.А.. Попова НА.. Игнатенко ЛИ. Конева НА. Два пути эволюции дислокационном субструктуры н ансамбле зерен хромомарганцевой аустснитной стали с азотом //Сплавы с >ффск-том памяти формы и другие перспективные материалы. Ч. 2. СПб.: ПИИ математики и механики СПбГУ, 2001. С. 361-366
БЛАГОДАРНОСТИ: Авторы благодарны Dr. Marc Seefeld (Бельгия) за плодотворные дискуссии по вопросам стадийности и роли дисклинаций.
